熔池凝固和焊縫固態(tài)相變.ppt

第三章熔池凝固和焊縫固態(tài)相變 1 主要內(nèi)容 第一節(jié)熔池凝固第二節(jié)焊縫金屬的一次結(jié)晶組織第三節(jié)焊縫固態(tài)相變第四節(jié)焊縫中的氣孔和夾雜 2 熔池凝固過程的研究目的 熔池凝固過程對(duì)焊縫金屬的組織 性能具有重要影響 焊接工程中 由于熔池中的冶金條件和冷卻條件不同 可得到性能差異很大的組織 同時(shí)有許多缺陷是在熔池凝固的過程中產(chǎn)生的 如氣孔 夾雜 偏析和結(jié)晶裂紋等 另一方面 焊接過程是處于非平衡的熱力學(xué)條件 因此熔池金屬在凝固過程中會(huì)產(chǎn)生許多晶體缺陷 如點(diǎn)缺陷 空位和間隙原子 線缺陷 位錯(cuò) 和面缺陷 界面 這些缺陷的發(fā)展嚴(yán)重影響焊縫的金屬的性能 3 熔焊時(shí) 在高溫?zé)嵩吹淖饔孟?母材將發(fā)生局部熔化 并與熔化了焊絲金屬攪拌混合而形成焊接熔池 WeldPool 與此同時(shí) 進(jìn)行了短暫而復(fù)雜的冶金反應(yīng) 當(dāng)焊接熱源離開以后 熔池金屬便開始凝固 結(jié)晶 如圖3 1 第一節(jié)熔池凝固 一 熔池的凝固條件和特點(diǎn)結(jié)晶過程 晶核生成 晶核長大1 熔池的體積小 冷卻速度大含碳高 合金元素較多的鋼種 容易產(chǎn)生淬硬組織 甚至焊道上產(chǎn)生裂紋熔池中心和邊緣有較大的溫度梯度 致使焊縫中柱狀晶得到很大發(fā)展 一般情況下沒有等軸晶 只有在焊縫斷面的上部有少量的等軸晶 電渣焊除外 2 熔池中的液態(tài)金屬處于過熱狀態(tài)合金元素的燒損比較嚴(yán)重 使熔池中非自發(fā)形核的質(zhì)點(diǎn)大為減少 柱狀晶的形成原因之一 3 熔池是在運(yùn)動(dòng)狀態(tài)下結(jié)晶 如圖3 2 熔池以等速隨熱源移動(dòng) 熔化和凝固同時(shí)進(jìn)行 氣體吹力 焊條擺動(dòng) 內(nèi)部氣體逸出等產(chǎn)生攪拌作用 利于排除氣體和夾雜 有利于得到致密而性能好的焊縫 4 二 熔池結(jié)晶的一般規(guī)律 1 熔池中晶核的形成 自發(fā)形核所需能量 其中 新相 液相的界面張力 Fv 單位體積內(nèi)固液兩相自由能之差 非自發(fā)形核所需能量 0 Ek 0 液相中有大量的懸浮質(zhì)點(diǎn)和現(xiàn)成表面 180 Ek Ek 全自發(fā)形核 不存在非自發(fā)晶核的現(xiàn)成表面 0 180 時(shí) Ek Ek 0 1 說明在液相中有現(xiàn)成表面存在時(shí) 將會(huì)降低形成臨界晶核所需的能量 5 二 熔池結(jié)晶的一般規(guī)律 角的大小決定于新相晶核與現(xiàn)成表面之間的表面張力 如果新核與液相中的原有表面固體粒子的晶體結(jié)構(gòu)越相似 即點(diǎn)陣類型與晶格常數(shù)相似 則二者之間的表面張力越小 角也越小 那么自發(fā)非自發(fā)晶核的能量也越小 因此 對(duì)于焊接熔池來講 非自發(fā)晶核起了主要作用 6 熔池中的現(xiàn)成表面合金元素或雜質(zhì)的懸浮質(zhì)點(diǎn) 在一般情況下所起作用不大 熔合區(qū)附近加熱到半熔化狀態(tài)的基體金屬晶粒表面 非自發(fā)晶核就依附在這個(gè)表面上 并以柱狀晶的形態(tài)向焊縫中心成長 形成所謂交互結(jié)晶 或稱聯(lián)生結(jié)晶 如圖3 4 3 5所示 焊接時(shí) 為改善焊縫金屬的性能 通過焊接材料加入一定量的合金元素 如鉬 釩 鈦 鈮等 可以作為熔池中非自發(fā)形核的質(zhì)點(diǎn) 從而使焊縫金屬晶粒細(xì)化 7 2 熔池中的晶核長大熔池中晶核形成之后 就以這些新生的晶核為核心 不斷向焊縫中心成長 但是 長大的趨勢各不相同 有的柱狀晶體嚴(yán)重長大 一直可以成長到焊縫中心 有的晶體卻只成長到半途而停止 晶粒由為數(shù)眾多的晶胞組成 在一個(gè)晶粒內(nèi)部這些晶胞具有相同的方位 稱為 位向 不同的晶粒具有不同的位向 稱為各向異性 因此 在某一個(gè)方向上的晶粒就最易長大 此外 散熱的方向?qū)Я５拈L大也有很大的影響 8 當(dāng)晶體的最易長大方向與最大溫度梯度方向 最快散熱方向 相一致時(shí) 可優(yōu)先成長 可一直長至熔池的中心 形成粗大的柱狀晶體 有的晶體由于取向不利于成長 與散熱最快的方向又不一致 這時(shí)晶粒的成長就停止下來 以上稱之為焊縫中柱狀晶體的選擇長大 如圖3 6 9 三 熔池結(jié)晶的線速度熔池的結(jié)晶方向和結(jié)晶速度對(duì)焊接質(zhì)量有很大的影響 特別是對(duì)裂紋 夾雜 氣孔等缺陷的形成影響更大 焊接熔池的外形為橢球狀的曲面 即結(jié)晶的等溫面 熔池的散熱方向是垂直于結(jié)晶等溫面的 因此 晶粒的成長方向也是垂直于結(jié)晶等溫面的 由于結(jié)晶等溫面是曲面 因此晶粒成長的主軸必然是彎曲的 如圖3 7所示 晶粒主軸的成長方向與結(jié)晶等溫面正交 并且以彎曲的形狀向焊縫中心成長 10 1 晶粒主軸生長的線速度 Vc 分析 晶粒生長的線速度分析圖 如圖3 8 在dt內(nèi) 當(dāng)結(jié)晶等溫面由A B時(shí) 變化的距離為dx 則dx dt V 焊接速度 此時(shí)該晶粒生長由A C 變化距離為ds 則ds dt Vc 當(dāng)dt 0時(shí) BC垂直于AC 即 cos 取決于焊接規(guī)范和材料的熱物理性質(zhì)及形狀 11 cos 值的確定厚大件 薄件 對(duì)Vc的討論 0 時(shí) Vc V 焊縫中心線 90 時(shí) Vc 0 熔合線 焊縫邊界 即晶粒生長速度是變化的V 生長越垂直于焊縫中心 易形成脆弱的結(jié)合線 產(chǎn)生縱向裂紋V Vc 所以焊易裂材料時(shí) 不能用大的焊速 12 13 四 熔池結(jié)晶的形態(tài) 1 分類結(jié)晶形態(tài)的不同 是由于金屬的純度和散熱條件的不同所致 2 純金屬的結(jié)晶形態(tài) 如圖3 16 正的溫度梯度 平面晶 生長緩慢 主要 負(fù)的溫度梯度 生長速度快 除主軸外 還有分枝 生成樹枝晶 較少 14 3 固溶體的結(jié)晶形態(tài) 如圖3 16b d 溫度過冷 結(jié)晶潛熱所致固相前部溫度高 液相溫度低 成分過冷 先結(jié)晶溫度高 后結(jié)晶溫度低 快速結(jié)晶時(shí) 易出現(xiàn)樹枝晶 15 3 成分過冷對(duì)結(jié)晶形態(tài)的影響 平面結(jié)晶 如圖3 24 G T 胞狀結(jié)晶 如圖3 25 G與T少量相交 胞狀樹枝結(jié)晶 如圖3 26 G與T相交較大 晶粒主軸快速伸向液相內(nèi)部 橫向排溶質(zhì) 故橫向也出現(xiàn)分枝 樹枝狀結(jié)晶 如圖3 27 當(dāng)成分過冷進(jìn)一步增大 樹枝晶顯著 等軸結(jié)晶 如圖3 28 液相成分過冷區(qū)很寬 不僅在前沿生成樹枝晶 內(nèi)部也形成樹枝晶 等軸晶 16 17 溫度梯度G 實(shí)際結(jié)晶溫度T 無成分過冷 平面晶 高純度的金屬 18 G與T少量相交 具有較小的成分過冷 19 G與T相交較大 具有較大的成分過冷區(qū)域晶粒主軸快速伸向液相內(nèi)部 橫向排溶質(zhì) 故橫向也出現(xiàn)分枝 20 當(dāng)成分過冷進(jìn)一步增大 即溫度梯度G與實(shí)際結(jié)晶溫度相交的面積很大時(shí) 形成明顯的樹枝晶 21 當(dāng)液相的溫度梯度G很小 能在液相中形成很寬的成分過冷區(qū) 不僅在結(jié)晶前沿生成樹枝晶 同時(shí)液相的內(nèi)部也形成樹枝晶 等軸晶 綜合 如圖3 28 結(jié)晶形態(tài)的不同 主要決定于合金中溶質(zhì)的濃度 雜質(zhì) C0 結(jié)晶速度 或晶粒長大速度 R和液相的溫度梯度的綜合作用 當(dāng)結(jié)晶速度R和溫度梯度G不變時(shí) 隨合金中溶質(zhì)濃度的提高 則成分過冷增加 從而使結(jié)晶形態(tài)由平面晶變?yōu)榘麪罹?胞狀樹枝晶 樹枝狀晶 最后到等軸晶當(dāng)合金中溶質(zhì)的濃度C0和溫度梯度一定時(shí) 結(jié)晶速度R越快 成分過冷的程度越大 結(jié)晶形態(tài)也可由平面晶過渡到胞狀晶 樹枝狀晶 最后到等軸晶當(dāng)合金中溶質(zhì)濃度C0和結(jié)晶速度R一定時(shí) 隨液相溫度梯度的提高 成分過冷的程度減小 因而結(jié)晶形態(tài)的演變方向恰好相反 由等軸晶 樹枝晶逐步演變到平面晶 22 23 焊縫各部位結(jié)晶形態(tài)的變化 熔池中不同部位溫度梯度和結(jié)晶速度不同 成分過冷的分布不同 焊縫各部位出現(xiàn)不同的結(jié)晶形態(tài) 平面晶 胞狀晶 樹枝狀晶 等軸晶 24 實(shí)際焊縫凝固金屬的組織形態(tài) 實(shí)際焊縫凝固金屬的組織形態(tài)不一定具有上述全部結(jié)晶形態(tài) 一般來說由柱狀晶和少量等軸晶構(gòu)成 柱狀晶 少量等軸晶柱狀晶內(nèi) 平面晶 胞狀晶 樹枝狀晶等軸晶內(nèi) 樹枝晶 25 焊條電弧焊接凝固組織Q235 14MnMoNbB鋼 26 埋弧焊接凝固組織Q235A鋼 五 焊縫的化學(xué)成分不均勻性 1 焊縫中的化學(xué)成分不均勻性 顯微偏析 先結(jié)晶的合金溶質(zhì)濃度C0低 后結(jié)晶的合金溶質(zhì)濃度C0高 即晶粒中心C0高 邊緣低原因 冷卻速度快 來不及均勻化要求細(xì)晶化 降低偏析 區(qū)域偏析焊縫中心部位聚集較多低熔點(diǎn)雜質(zhì) 柱狀晶結(jié)晶的結(jié)果 層狀偏析結(jié)晶 熔滴過渡 的周期性所致 27 2 熔合區(qū)的化學(xué)成分不均勻性 熔合區(qū)的形成母材與焊縫交界的地方并不是一條線 而是一個(gè)區(qū)域熔合區(qū)熔化不均 傳熱 半熔化晶粒散熱不均勻 熔合區(qū)寬度 P131 28 熔合區(qū)成分分布 如圖3 39 溶質(zhì)在液相中的溶解度 在固相中的溶解度故 固相濃度界面液相濃度C0 C C0C0 C 分配取決于擴(kuò)散系數(shù)和分配系數(shù) 特別是S P C B O N等熔合區(qū)還存在物理不均勻 組織 性能 焊接接頭的薄弱部位 29 第二節(jié)焊縫金屬的一次結(jié)晶組織 一 焊接條件下的凝固結(jié)晶形態(tài)1 理論上熔合線處 G最大 R最小 平面晶焊縫中心處 G最小 R最大 等軸晶2 實(shí)際上 不一定全部形態(tài)都出現(xiàn) 與許多因素有關(guān) 成分 溶質(zhì)濃度C0對(duì)成分過冷的影響板厚和接頭形式 影響溫度梯度焊接速度V R 熔合線處G 焊縫中心處G 出現(xiàn)大量等軸晶 否則出現(xiàn)胞狀晶或樹枝晶 焊接電流I G 胞狀晶 粗大胞狀樹枝狀晶 30 31 鎢極氬弧焊接凝固組織純度為99 99 的鋁焊縫 a 平面晶 胞狀晶純度為99 6 的鋁焊縫 b c 胞狀樹枝晶 等軸晶 32 焊接工藝參數(shù)對(duì)焊縫結(jié)晶形態(tài)的影響焊接速度的影響V R 成分過冷 33 焊接工藝參數(shù)對(duì)焊縫結(jié)晶形態(tài)的影響焊接電流I G 成分過冷 粗胞狀樹枝晶 二 凝固組織形態(tài)對(duì)性能的影響生成粗大的樹枝狀晶 韌性降低 對(duì)氣孔 夾雜 熱裂都有影響消除粗大的樹枝晶三 焊縫金屬的性能的改善措施1 固溶強(qiáng)化和變質(zhì)處理加入Mo V Ti Zr Al B N 稀土Te等2 振動(dòng)結(jié)晶機(jī)械振動(dòng) 高頻超聲振動(dòng) 電磁振動(dòng)3 焊接工藝焊后熱處理 多層焊 層間回火 錘擊 跟蹤回火等 34 第三節(jié)焊縫固態(tài)相變 完全凝固之后 在連續(xù)冷卻過程中 對(duì)于鋼鐵材料將發(fā)生組織轉(zhuǎn)變 轉(zhuǎn)變后的組織是根據(jù)焊縫的化學(xué)成分和冷卻條件而定的 一 低碳鋼焊縫組織特征 F 白色 少量P A晶界析出F 有時(shí)F呈魏氏組織形態(tài)魏氏組織特征 過熱組織 鐵素體在奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出 也可從奧氏體晶粒內(nèi)部沿一定方向析出 具有長短不一的針狀或片條狀 可直接插入珠光體晶粒之中 一般經(jīng)A3點(diǎn)以上20 30 正火后 柱狀晶可消除 冷速不同 組織不同 冷速增加 P增多 F減少 硬度升高 35 魏氏組織 二 低合金鋼的固態(tài)相變1 總的來說 以F P為主 有時(shí)出現(xiàn)B及M 具體是否出現(xiàn)則與焊材及工藝有關(guān) 成分 冷速 2 鐵素體 F 轉(zhuǎn)變 Firrite F 轉(zhuǎn)變 粒界F 高溫轉(zhuǎn)變770 680 為先共析F 由奧氏體晶界析出向晶內(nèi)生長 呈塊狀 側(cè)板條F 700 550 由奧氏體晶界形核 以板條狀向晶內(nèi)生長 由于F形成溫度較低 F內(nèi)含碳極低 故又稱為無碳貝氏體 針狀F 500 附近 大都非自發(fā)形核 在奧氏體內(nèi)形成 細(xì)晶F 500 以下 奧氏體晶內(nèi)形成 有細(xì)化晶粒元素 Ti B 出現(xiàn)時(shí) 晶界有Fe3C出現(xiàn) 接近上貝氏體 36 37 焊縫中鐵素體的類型 1 先共析鐵素體 Pro eutectoidFerrite PF 溫度 770 680 位置 沿奧氏體晶界 又稱為粒界鐵素體 GrainBoundaryFerrite GBF 形態(tài) 長條形或多邊形塊狀性能特點(diǎn) 使韌性下降 低屈服點(diǎn) 38 2 側(cè)板條鐵素體 FerriteSidePlate FSP 溫度 700 550 位置 從晶界鐵素體側(cè)面向晶內(nèi)生長形狀 板條狀 形態(tài)如鎬牙狀性能特點(diǎn) 使韌性下降 39 3 針狀鐵素體 AcicularFerrite AF 溫度 500 位置 在奧氏體晶粒內(nèi)部形態(tài) 針狀條件 中等冷卻速度性能特點(diǎn) 韌性好 40 4 細(xì)晶鐵素體 FineGrainFerrite FGF 溫度 500 以下位置 在奧氏體晶粒內(nèi)部形狀 細(xì)晶狀條件 存在細(xì)化晶粒的元素 Ti B等 性能特點(diǎn) 韌性好 晶內(nèi)白色塊狀為FGF 41 隨著合金化程度的提高 AF組織增多的同時(shí) 焊縫強(qiáng)度也隨之提高 AF增多 有利于改善韌性 42 43 3 珠光體 P 轉(zhuǎn)變 Pearite P Ar1 550 熱處理平衡狀態(tài)珠光體轉(zhuǎn)變Ar 550 C Fe原子擴(kuò)散比較容易 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閿U(kuò)散型相變 P是F和Fe3C的層狀混合物領(lǐng)先相Fe3C 焊接狀態(tài) 非平衡轉(zhuǎn)變 得到P量少 珠光體轉(zhuǎn)變量小 若添加B Ti合金元素 P轉(zhuǎn)變?nèi)勘灰种?一般情況不出現(xiàn)P 只有在緩冷時(shí) 才會(huì)出現(xiàn)片狀或粒狀的珠光體 原因 焊接過程是一個(gè)不平衡過程 冷卻速度快 C擴(kuò)散受到抑制 很難出現(xiàn)F Fe3C片狀結(jié)構(gòu) 44 45 P F 粒P AF 46 4 貝氏體 B 轉(zhuǎn)變 Bainite B 中溫轉(zhuǎn)變550 Ms 上貝氏體 B上 轉(zhuǎn)變形成溫度 550 450 形態(tài) 羽毛狀形成機(jī)理 擴(kuò)散 下貝氏體 B下 轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變溫度 450 MS形態(tài) 針狀鐵素體和針狀滲碳體機(jī)械混合 針與針之間呈一定的角度形成機(jī)理 擴(kuò)散 粒狀貝氏體 B粒 形成溫度高于上貝氏體形態(tài) 無碳鐵素體包圍著富碳物質(zhì)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 F Cm M A組織或殘余奧氏體 47 48 49 中溫轉(zhuǎn)變 550 Ms 1 上貝氏體 UpperBainite Bu 溫度 550 450 位置 沿奧氏體晶界析出形態(tài) 呈羽毛狀 平行的條狀鐵素體之間分布有滲碳體性能特點(diǎn) 韌性較差 小條狀Fe3C分割了基體的連續(xù)性 50 2 下貝氏體 LowerBainite BL 溫度 450 Ms形態(tài) 針狀鐵素體和針狀滲碳體的機(jī)械混合物性能特點(diǎn) 強(qiáng)度和韌性都較好 51 3 粒狀貝氏體 GrainBainite BG M A組元 ConstitutionM A 在塊狀鐵素體形成之后 待轉(zhuǎn)變的富碳奧氏體呈島狀分布在塊狀鐵素體之中 在一定的合金成分和冷卻速度下 這些富碳的奧氏體島可轉(zhuǎn)變?yōu)楦惶捡R氏體和殘余奧氏體 富碳馬氏體和殘余奧氏體 硬度高 在塊狀鐵素體上的 組元以粒狀分布時(shí) 即為 粒狀貝氏體 5 馬氏體 M 轉(zhuǎn)變 Martensite M Ms以下 低碳馬氏體 板條馬氏體 轉(zhuǎn)變溫度 MS溫度以下形態(tài) 在奧氏體晶粒的內(nèi)部形成細(xì)條狀馬氏體板條 條與條之間有一定的交角形成機(jī)理 位錯(cuò) 高碳馬氏體 片狀馬氏體 形態(tài) 馬氏體較粗大 往往貫穿整個(gè)奧氏體晶粒 使以后形成的馬氏體片受到阻礙形成機(jī)理 孿晶 52 53 當(dāng)焊縫中含 量較高或合金元素含量較多時(shí) 在快冷條件下 冷卻到 s以下 將發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變 1 板條馬氏體 LathMartensite 低碳馬氏體 位錯(cuò)型馬氏體低碳低合金鋼奧氏體內(nèi)部細(xì)條狀綜合性能指標(biāo)在馬氏體中最好 54 2 片狀馬氏體 PlateMartensite 高碳馬氏體 孿晶馬氏體焊縫中含碳量大于0 4 粗大 經(jīng)常貫穿奧氏體晶粒內(nèi)部硬度高而脆 55 56 57 焊縫金屬連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變圖 WM CCT圖 WM CCT圖對(duì)于預(yù)測焊縫的組織及調(diào)節(jié)焊縫的性能具有重要意義 58 三 焊縫金屬性能的控制 影響焊縫性能的因素結(jié)晶形態(tài)與組織的影響化學(xué)成分的影響焊接缺陷的影響 59 固溶強(qiáng)化加入碳 錳 硅 鉻 鎳 鉬等 均有固溶強(qiáng)化的作用 細(xì)晶強(qiáng)化加入鈦 鈮 硼 鋁 鉻 鎳 稀土等 可細(xì)化晶粒 提高強(qiáng)度 沉淀強(qiáng)化加入碳 氮化物形成元素 相變強(qiáng)化加入合金元素 改變相變組織 一 焊縫合金化與變質(zhì)處理 60 1 優(yōu)化合金成分 1 嚴(yán)格限制有害的雜質(zhì)元素 S P N O和H 2 通過合金元素來提高焊縫韌性促使高熔點(diǎn)第二相質(zhì)點(diǎn)的析出 通過釘扎作用阻止奧氏體晶粒長大 降低奧氏體分解溫度 減少邊界鐵素體的形成 在奧氏體內(nèi)形成鐵素體形核核心 促使奧氏體在500 550溫度區(qū)間分解得到針狀鐵素體 防止在奧氏體晶界形成側(cè)板條鐵素體 防止M A組元的形成 避免中等冷卻速度 防止或減少低溫產(chǎn)物馬氏體 上貝氏體的形成 二 焊縫金屬韌化的途徑 61 3 配置多種微量合金元素 則可能在大幅度地提高焊縫金屬的強(qiáng)度的同時(shí)提高韌性和抗裂性 Mn和Si最為常用的強(qiáng)化焊縫的元素例如低合金鋼 C 0 10 0 13 埋弧焊時(shí) Mn Si分別處于0 8 1 0 和0 1 0 25 時(shí) 可以得到細(xì)晶鐵素體和針狀鐵素體 具有較好的韌性 Mn和Si對(duì)低合金鋼焊縫韌性的影響 62 在Mn Si系基礎(chǔ)上復(fù)合添加Ti和B等微量元素B在高溫下易向奧氏體晶界擴(kuò)散 在晶界沉淀聚集而降低晶界擴(kuò)散 使晶界奧氏體的穩(wěn)定性增大 抑制了PF和FSP的形核與生長 從而使 轉(zhuǎn)變開始溫度向低溫方向移動(dòng) Ti與氧的親和力很大 焊縫中的Ti以微小顆?？梢宰鳛?釘子 位于晶粒邊界 阻礙奧氏體晶粒的長大 63 Mo降低奧氏體分解溫度 抑制邊界鐵素體形成 加入少量的Mo不僅可以提高強(qiáng)度 同時(shí)也能改善韌性 Nb和V焊縫金屬中可固溶 推遲奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變 能夠抑制焊縫中先共析鐵素體的產(chǎn)生 而激發(fā)形成細(xì)小的AF組織 所形成的氮化物使強(qiáng)度大大提高 而使韌性下降 通過正火處理可改善韌性 稀土元素Y Ce Te Se 促進(jìn)組織細(xì)化 提高韌性 64 2 調(diào)整焊接工藝參數(shù) 1 焊接熱輸入過大的熱輸入使結(jié)晶時(shí)產(chǎn)生粗大的柱狀晶 同時(shí) 由于降低了冷卻速度 可能得到較多的邊界鐵素體 過小的熱輸入 則在較高合金成分焊縫形成馬氏體 也會(huì)使焊縫韌性下降 2 多層焊 3 焊后熱處理 4 振動(dòng)結(jié)晶 第四節(jié)焊縫中的氣孔和夾雜 一 氣孔 一 氣孔的類型及其分布特征1 氣孔的類型及形成原因 類型 表面氣孔 內(nèi)部氣孔 形成原因結(jié)晶時(shí)因氣體溶解度突然下降來不及逸出殘留在焊縫內(nèi)部的氣體 H2 N2 冶金反應(yīng)產(chǎn)生的不溶于金屬的氣體 CO H2O 2 氫 H 氣孔 出現(xiàn)在低合金焊縫中 大都為表面氣孔 含H2O多時(shí) 也會(huì)出現(xiàn)在內(nèi)部 65 形狀表面氣孔 喇叭口形 內(nèi)壁光滑 形如螺釘狀內(nèi)部氣孔 圓球狀 形成原因在相鄰樹枝晶的凹陷最深處是氫氣泡的胚胎場所 冷卻中 氫的溶解度從液態(tài)下32ml 100g下降到固態(tài)下的10ml 100g 由于焊接熔池冷卻快 H2來不及逸出時(shí) 就會(huì)形成氣孔 氫由于受到表面的吸附作用 液體的粘度以及機(jī)械阻力的影響 在上浮與受阻的綜合作用下 形成具有喇叭形的表面氣孔 66 2 氮 N 氣孔一般在表面成堆出現(xiàn) 呈蜂窩狀 只有在保護(hù)不良時(shí)出現(xiàn) 形成原因與氫氣孔相似3 一氧化碳 CO 氣孔在熔池后部 結(jié)晶期間 在柱狀晶界區(qū)域 由于溫度低 C 濃度高 產(chǎn)生C的偏析 易發(fā)生反應(yīng) FeO C CO Fe 反應(yīng)產(chǎn)生的CO因熔池金屬粘度大 浮出阻力大而滯留內(nèi)部 并隨結(jié)晶過程的進(jìn)行而不斷形成 故氣孔是沿結(jié)晶方向分布的 67 二 氣孔的形成機(jī)理1 氣孔形成條件 液體中有過飽和氣體存在 非自發(fā)形核 質(zhì)點(diǎn)較多 在枝晶間凹陷處